DE19935148A1

DE19935148A1 - Wälzlager

Info

Publication number: DE19935148A1
Application number: DE19935148A
Authority: DE
Inventors: Nobuaki Mitamura; Kazuo Sekino; Yasuo Murakami
Original assignee: NSK Ltd
Current assignee: NSK Ltd
Priority date: 1998-07-28
Filing date: 1999-07-27
Publication date: 2000-02-17
Anticipated expiration: 2019-07-28
Also published as: JP2000045049A; DE19935148C2; US6478894B1

Abstract

Von einem Wälzlager ist zumindest eine Komponente (innere Laufbahn, äußere Laufbahn und Wälzkörper) aus einem Stahlmaterial hergestellt, das 0,2 bis 1,2 Gew.-% von C; 0,7 bis 1,5 Gew.-% von Si; 0,5 bis 1,5 Gew.-% von Mo; 0,5 bis 2,0 Gew.-% von Cr; und 12 ppm oder weniger von O enthält. Die Lagerkomponente ist behandelt durch Carbonitrieren und danach Abschrecken und Tempern, um eine Kohlenstoffkonzentration an der Stahloberfläche zu erzielen, die zwischen 0,8 und 1,3 Gew.-% liegt, und eine Stickstoff-Konzentration derselben Oberfläche zwischen 0,2 und 0,8 Gew.-%.

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Wälzlager, das zweckmäßig verwendet wird bei hochtourigen Drehbewegungen wie in Turboladern oder Metallbearbeitungs- Werkzeugen.

Da ein Wälzlager an den Laufringoberflächen und den Wälzkörperoberflächen unter hohem Oberflächendruck wiederholt Scherspannungen ausgesetzt ist, sogar im Falle keiner speziell abnormalen Konditionen, tritt irgendwann zufolge Wälzermüdung ein Ausschleifen oder eine Schuppenbildung auf, so daß die Lebensdauer des Wälzla gers frühzeitig endet. Zum Verlängern der Lebensdauer gegen Wälzermüdung wurde konventionell als ein Material zum Formen eines Lagergliedes ein Chrom-Lagerstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt wie SUJ 2 verwendet. Darüber hinaus wurden mit Nach druck Entwicklungen von Stahlmaterialien vorangetrieben, die zu einer Verlängerung der Lebensdauer speziell hinsichtlich der Wälzermüdung führen sollten (JP-A-5- 25609, ungeprüfte japanische Patentveröffentlichung - Kokai).

Wenn jedoch ein Wälzlager verwendet wird bei hohen Umdrehungszahlen wie einem d_mn-Wert von 1.0 × 10⁶ oder mehr (dem Produkt eines durchschnittlichen Werts d_m eines Innendurchmessers und eines Außendurchmessers des Lagers = dem Durch messer Dp (mm) des Teilkreises der Wälzelemente und der Drehzahl n (rpm)), und da ein PV-Wert, der die Reibungskonditionen designiert (P: Oberflächendruck; V: Ge schwindigkeit) hoch ist, führt die Gleitreibung, die zwischen dem Wälzelement und der Laufbahnoberfläche auftritt zu Problemen wie starke Friktion oder Festfressen, ehe es zum Ende der Lebensdauer bezüglich Wälzermüdung kommt. Dies liegt beispielswei se in einem Kugellager daran, daß die Reibung durch ein Zapfengleiten groß ist, und in einem Rollenlager daran, daß die Reibung zwischen den Rollen und den Flanschen der inneren und äußeren Laufringe groß ist. Insbesondere falls in dem Lager Fest fressen auftritt und möglicherweise Störungen einer Maschine induziert, die mit die sem Lager ausgestattet ist, ist die Vermeidung des Festfressens sehr wichtig.

Zum Lösen solcher Probleme ist vorgeschlagen worden, die inneren und äußeren Laufbahnen und die Wälzelemente aus wärmeresistenten legierten Stählen wie M50 oder dgl. zu formen. Mit dieser Vorgangsweise wird zwar die Abriebfestigkeit verbes sert, jedoch ist ein Freßwiderstand kaum gegeben. Demzufolge ist ein Verfahren vor geschlagen worden zum Verbessern des Festfreßwiderstands durch Bilden von Fil men aus gewünschten Materialien auf den Laufbahnoberflächen und den Oberflächen der Wälzkörper, die mit dem wärmeresistenten legierten Stahl wie M50 hergestellt wurden, oder ein Verfahren zum Formen der inneren und äußeren Laufbahnen aus Keramik. Weiterhin ist vorgeschlagen worden, die Freßwiderstands-Eigenschaften durch Verbessern einer Schmier-Methode zu steigern.

Jedoch bringen unter den konventionellen Techniken die Verfahren zum Formen der Filme oder der Einsatz von Keramik als Material zum Ausbilden der Lagerkomponen ten hohe Materialkosten mit sich und wird die Produktivität verringert, woraus hohe Herstellungskosten resultieren. Weiterhin lassen sich verbesserte Schmierverfahren häufig nicht anwenden, abhängig von den Maschinen, die mit solchen Lagern ausge stattet sind.

Es ist ein Gegenstand der vorliegenden Erfindung, ein Wälzlager zu schaffen, das es ermöglicht, Abrieb oder Fressen auch dann zu vermeiden, wenn dieses Lager für hochtourige Rotationen eingesetzt werden mit dem d_mn-Wert von 1,0 × 10⁶ oder mehr, wobei die Herstellungskosten niedrig sein sollen. Erfindungsgemäß weist ein Wälzlager eine innere Laufbahn, eine äußere Laufbahn und eine Vielzahl von Wälze lementen auf. Von der inneren Laufbahn, der äußeren Laufbahn und den Wälzele menten ist wenigstens eines aus einer Stahlsorte mit der Spezifikation: 0,2 bis 1,2 Gew.-% C; 0,7 bis 1,5 Gew.-% Si; 0,5 bis 1,5 Gew.-% Mo; 0,5 bis 2,0 Gew.-% Cr; und 12 ppm oder weniger O. Das wenigstens eine von den inneren und äußeren Laufbah nen und den Wälzelementen ist carbonitriert und danach abgeschreckt und getem pert, so daß die Kohlenstoff-Konzentration an einer Oberfläche des Stahlelements in einem Bereich von 0,8 bis 1,3 Gew.-% und die Stickstoffkonzentration an der Oberflä che des Stahlelements zwischen 0,2 und 0,8 Gew.-% sind.

Weiterhin weist erfindungsgemäß ein Wälzlager eine innere Laufbahn und eine äuße re Laufbahn und eine Vielzahl von Wälzelementen auf. Wenigstens eine Komponente von der inneren Laufbahn, der äußeren Laufbahn und den Wälzelementen umfaßt ein Stahlelement mit der folgenden Spezifikation: 0,2 bis 1,2 Gew.-% von C; 0,7 bis 1,5 Gew.-% von Si; 0,5 bis 1,5 Gew.-% von Mo; 0,5 bis 2,0 Gew.-% von Cr; 0,1 bis 0,3 Gew.-% von Ti und 12 ppm oder weniger an O. Das Stahlelement ist lösungswärme behandelt und danach ist wenigstens eine Komponente von der Innenlaufbahn, der äußeren Laufbahn und den Wälzelementen abgeschreckt und getempert, so daß TiC mit einer Größe von 0,1 µm oder weniger an einer Oberfläche dieses Stahlelementes niedergeschlagen oder ausgefällt ist.

In den Zeichnungen sind:

Fig. 1A-1 D Ansichten zum Erläutern des Generier-Fortschritts von Adhäsion zwi schen stählernen Teilen;

Fig. 2A eine Vorderansicht zur Verdeutlichung einer Abrieb-Prüfmaschine von zwei Zylindern, wie in den Abriebtests verwendet;

Fig. 2B eine Seitenansicht der Abriebprüfmaschine von zwei Zylindern, wie bei einem Abriebtest verwendet;

Fig. 3A eine Querschnittsansicht zum Erläutern einer Abrieb-Prüfmethode von vier Kugeln;

Fig. 3B eine Planansicht zum Erläutern der Abrieb-Prüfmethode von vier Ku geln;

Fig. 4 ein Diagramm zum Verdeutlichen der Relation zwischen dem Si-Gehalt in Stahlmaterial und der Abriebsmenge basierend auf Resultaten der Abriebprüfung;

Fig. 5 ein Diagramm zur Relation zwischen dem Si-Gehalt von Stahlmaterial und der Fesffreßbelastung basierend auf Resultaten der Festfreß-Prü fung;

Fig. 6 ein Diagramm über die Relation zwischen dem Mo-Gehalt von Stahlmaterial und der Abriebmenge basierend auf Resultaten der Ab rieb-Prüfung;

Fig. 7 ein Diagramm zu der Relation zwischen dem Mo-Gehalt von Stahlmate rial und der Festfreß-Belastung basierend auf Resultaten der Festfreß- Prüfung;

Fig. 8 ein Diagramm zur Relation zwischen dem Cr-Gehalt von Stahlmaterial und der Abriebmenge basierend auf Resultaten der Abriebprüfung;

Fig. 9 ein Diagramm zur Relation zwischen dem Cr-Gehalt von Stahlmaterial und der Festfreß-Belastung basierend auf Resultaten der Festfreß- Prüfung;

Fig. 10 ein Diagramm zur Relation zwischen dem Ti-Gehalt in Stahlmaterial und der Abriebmenge basierend auf Resultaten der Abrieb-Prüfung;

Fig. 11 ein Diagramm zur Relation zwischen dem Ti-Gehalt von Stahlmaterial und der Festfreß-Belastung basierend auf Resultaten der Festfreß- Prüfung;

Fig. 12 ein Diagramm zur Relation zwischen der oberflächlichen Stickstoff- Konzentration und der Abriebsmenge basierend auf Resultaten der Ab riebs-Prüfung;

Fig. 13 ein Diagramm zur Relation zwischen der oberflächlichen Stickstoff- Konzentration und der Festfreß-Belastung basierend auf Resultaten der Festfreß-Prüfung; und

Fig. 14 eine erklärende Ansicht, wie die Größe ausgefällten oder abgeschiede nen TiC zu messen ist.

Die detaillierte Beschreibung wird ausgeführt unter Bezugnahme auf die beiliegenden Zeichnungen.

Die Erfinder führten ernsthafte Studien durch zum Lösen der konventionellen und vorbeschriebenen Probleme und kamen dadurch zu den nachfolgenden Feststellun gen und vervollständigten die vorliegende Erfindung.

Das Festfressen wird verursacht durch Adhäsion, die unter Reibung zwischen Stählen auftritt. Es ist angenommen, daß dann, wenn die Adhäsion größer wird bis zu einem bestimmten Ausmaß, die Reibungskraft entsprechend hoch ist, und wenn die Rei bungskraft schließlich eine Gleitförderungskraft überschreitet, der Widerstand gegen das relative Gleiten sehr hoch wird und das Festfressen begünstigt. Der Ablauf beim Verursachen der Adhäsion wird unter Bezug auf die Fig. 1 A bis 1D erklärt. Stählerne Glieder A und B bewegen sich entgegengesetzt (Fig. 1A), wobei konvexe (kleine Vor sprünge) Erhebungen der Glieder einander kontaktieren (Fig. 1B). Diese kontaktie renden konvexen Erhebungen verursachen Adhäsion, wenn eine plastische Defor mation fortschreitet (Fig. 1C), und die aneinander haftenden Teile werden größer, während die plastische Deformation weitergeht (Fig. 1D).

Demzufolge wurde zum Unterdrücken des Auftretens der Adhäsion durch Verhindern, daß die generierte Adhäsion groß anwächst, gefunden, daß es sehr wirksam ist, wenn (1) die Matrixfestigkeit bei hoher Temperatur hoch ist, um die plastische Deformation zu kontrollieren, und (2) feine ausgefällte oder abgeschiedene Substanzen in der Ma trix generiert werden, um das plastische Fließen zu kontrollieren, und daß es wirksam ist, die aneinander haftenden Teile in kleine Größen aufzubrechen. Im besonderen wurde zu (1) gefunden, daß es besonders wirksam ist, passende Mengen von Si und Mo als Elemente eines legierten Stahles hinzuzufügen, wie er verwendet wird. Bezüg lich (2) wurde gefunden, daß es besonders wirksam ist, eine passende Menge von Ti als ein Element des legierten Stahls hinzuzufügen, und unter Durchführung einer Carbonitrier-Behandlung an der Oberfläche feine Nitride und Carbonitride zu formen, und eine Lösungs-Wärmebehandlung auszuführen zum Ausfällen oder Abscheiden feinen TiCs. Weiterhin ist es abhängig nur vom Verfahren (1) oder nur von dem Ver fahren (2) nur möglich, die Abriebfestigkeit bis zu einem bestimmten Ausmaß zu er höhen. Wenn jedoch die Verfahren (1) und (2) kombiniert wurden, wurde gefunden, daß der Festfreß-Widerstand erheblich verbessert werden konnte.

Aufgrund dieser Feststellungen enthält ein Wälzlager gemäß einem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung 0,2 bis 1,2 Gew.-% von C, 0,7 bis 1,5 Gew.-% von Si, 0,5 bis 1,5 Gew.-% von Mo und 0,5 bis 2,0 Gew.-% von Cr in wenigstens einer der Kompo nenten einer inneren Laufbahn, einer äußeren Laufbahn und einem Wälzelement, hergestellt aus einem Stahlmaterial, das 12 ppm oder weniger an O enthält und eine Kohlenstoffkonzentration an der Oberfläche des Stahles hat in einem Bereich von 0,8 bis 1,3 Gew.-% und eine Stickstoff-Konzentration in derselben Oberfläche zwischen 0,2 bis 0,8 Gew.-% durch Carbonitrieren gefolgt von Abschrecken und Tempern.

Gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung weist eine Wälzlager 0,2 bis 1,2 Gew.-% von C, 0,7 bis 1,5 Gew.-% von Si, 0,5 bis 1,5 Gew.-% von Mo, 0,5 bis 2,0 Gew.-% von Cr und 0,1 bis 0,3 Gew.-% von Ti in wenigstens einer Komponente von einer inneren Laufbahn, einer äußeren Laufbahn und einem Wälzelement auf, welche hergestellt ist aus einem Stahlmaterial, das 12 ppm oder weniger an O enthält und bei dem TiC in Größen von 0,1 µm oder weniger an der Oberfläche des Stahles ausgefällt oder ab geschieden ist durch Lösungs-Wärmebehandlung gefolgt von Abschrecken und Tempern.

Das Wälzlager gemäß den ersten und zweiten Aspekten der vorliegenden Erfindung kann eingesetzt werden für hochtourige Anwendungsfälle für d_mn-Werte von 1,0 × 10⁶ oder mehr (entsprechend dem Produkt einer Durchschnittsgröße d_m eines Innen durchmessers und eines Außendurchmessers des Lagers entsprechend einem Durchmesser Dp (mm) des Teilkreises des Wälzelementes und der Umdrehungszahl n (rpm)).

Eine weitere Erklärung wird gegeben zum Herausarbeiten jedes Elementes des Stahlmaterials, das erfindungsgemäß verwendet wird, und der kritischen Bedeutung, jeden numerischen Wert zu definieren.

[C: 0,2 bis 1,2 Gew.-%] C ist ein Element zum Umwandeln eines Basismaterials in Martensit durch die Abschreck- und Temper-Behandlungen, um dem Stahl Härte zu verleihen, und ein nicht weglaßbares Element zum Erzielen der Festigkeit gegen Ab wälzermüdung, wie sie für ein solches Lager gebraucht wird. Im Fall, daß die Kohlen stoffkonzentration der Lageroberfläche niedrig ist, ist auch die Wälz-Ermüdungs-Fe stigkeit niedrig eingestellt. Falls der C-Gehalt in dem Material niedriger ist als der vor bestimmte Bereich von 0,6 bis 0,8 Gew.-% ist es erforderlich, eine Carbonitrier-Be handlung auszuführen, um die Kohlenstoff-Konzentration an der Oberfläche über die vorbestimmte Menge zu erhöhen. Um so geringer der Kohlenstoffgehalt im Material ist, desto länger ist die Carbonitrierzeit. Beträgt der C-Gehalt 0,2 Gew.-% oder mehr, ist die Behandlungszeit kurz, was es zuläßt, die Kosten zu senken.

Falls im Gegenteil der C-Gehalt in dem Material hoch ist, werden große Carbide ab geschieden, die nachteilig sind und die Lebensdauer bezüglich der Wälzermüdung verkürzen. Falls der C-Gehalte 1,2 Gew.-% überschreitet, werden solche großen Carbide leicht ausgefällt. Deshalb ist die Obergrenze definiert bei 1,2 Gew.-%.

[Si: 0,7 bis 1,5 Gew.-%] Si ist ein Element zum Verstärken der Mischkristalle und be wirkt eine Erhöhung der Erweichungsfestigkeit durch Tempern und steigert die Festig keit bei hohen Temperaturen. Dies ist wirksam zum Erhöhen der Stickstoff-Konzen tration an der Oberfläche zur Zeit der Carbonitrierung. Zufolge der Studien der Erfin der wurde gefunden, daß die Festfreß-Festigkeit bemerkenswert verbessert werden konnte, wenn Si 0,7 Gew.-% oder mehr ist, verglichen mit einem Fall, bei dem der Si- Gehalt weniger als 0,7 Gew.-% beträgt. Bezüglich der Obergrenze wurde gefunden, daß bei Überschreiten von 1,5 Gew.-% die Bearbeitbarkeit wahrscheinlich verhindert wird, so daß die Obergrenze definiert ist bei 1,5 Gew.-%.

[Mo: 0,5 bis 1,5 Gew.-%] Mo ist ein Element, das beiträgt zum Erhöhen des Erwei chungswiderstandes durch Tempern und die Festigkeit der hohen Temperaturen er höht. Dieses Element trägt dazu bei, Carbide entstehen zu lassen und Carbonitride, die zur Zeit der Carbonitrierung ausgefällt oder abgeschieden werden. Wenn zufolge der Resultate der Studien der Erfinder der Mo-Gehalt 0,5 Gew.-% oder mehr beträgt, dann konnte die Festfreß-Widerstandseigenschaft bemerkenswert verbessert werden. Im Vergleich zu einem Fall, bei dem der Gehalt weniger als 0,5 Gew.-% war. Bezüg lich des oberen Grenzbereiches ist dieser definiert, 1,5 Gew.-% zu sein, da beim Überschreiten von 1,5 Gew.-% der Effekt der Mo-Hinzugabe eine Sättigung erreicht.

[Cr: 0,5 bis 2,0 Gew.-%] Cr ist ein Element zum Verbessern der Abschreckeigen schaft und ist unabdingbar zum Schaffen der Festigkeit, die für das Lager erforderlich ist. Dieses Element formt in Kombination mit C Carbide und ist notwendig zum Herstel len feiner ausgefällter Materialien. Der untere Grenzbereich ist definiert bei 0,5 Gew.- %, da der Gehalt von 0,5 Gew.-% oder mehr notwendig ist, zum vollen Ausfällen der Carbide und der Carbonitride. Bezüglich des oberen Grenzbereiches ist festzustellen, daß leicht zu große Carbide ausgefällt werden, die zum Verkürzen der Lebensdauer bezüglich Wälzermüdung führen, falls der Cr-Gehalt 2,0 Gew.-% überschreitet, so daß der obere Grenzbereich bei 2,0 Gew.-% definiert wird.

[O: 12 ppm oder weniger] Für den Fall, daß in dem Stahlmaterial der enthaltene O- Gehalt 12 ppm überschreitet, werden leicht auf Oxiden basierende Einschlüsse ge formt, die die Lebensdauer bezüglich der Wälzermüdung beträchtlich reduzieren. Demzufolge ist der oberen Bereich des O-Gehaltes definiert bei 12 ppm oder weniger. Dieser Bereich umfaßt eine Struktur, die kein O enthält.

[Die Kohlenstoff-Konzentration an der Oberfläche nach der Carbonitrierbehandlung: 0,8 bis 1,3 Gew.-%] Um die für das Lager notwendige Wälzermüdungs-Festigkeit si cherzustellen, sollte die oberflächliche Kohlenstoff-Konzentration 0,8 Gew.-% oder mehr sein. Wenn diese Konzentration 1,3 Gew.-% überschreitet, werden leicht zu große Carbide geformt, die die Lebensdauer bezüglich der Wälzermüdung reduzie ren.

[Die Stickstoff-Konzentration an der Oberfläche nach der Carbonitrierbehandlung: 0,2 bis 0,8 Gew.-%] Stickstoff trägt dazu bei, die Abriebfestigkeit und den Festfreß-Wider stand zu erhöhen. Im besonderen sollte zum bemerkenswerten Erhöhen des Fest freß-Widerstandes Stickstoff vorhanden sein mit 0,2 Gew.-% oder mehr an der Ober fläche des Lagermaterials. Wenn Stickstoff jedoch 0,8 Gew.-% überschreitet, wird Schleifen schwierig, worunter die Produktivität bei Schleifvorgängen als Endbearbei tungsverfahren des Lagers leidet.

[Ti: 0,1 bis 0,3 Gew.-%] Ti ist ein Element zum Ausfällen sehr feinen TiC in Kombina tion mit C. Ausgefälltes TiC mit einer Größe von 0,1 µm oder weniger ist besonders wirksam für den Abriebwiderstand und den Festfreß-Widerstand. Um solche Effekte zu erzielen, sollte Ti mit 0,1 Gew.-% oder mehr enthalten sein. Wird Ti hinzugefügt, so daß es 0,3 Gew.-% überschreitet, dann werden sehr leicht zu große ausgefällte TiN oder Ti(C+N) geformt, die die Lebensdauer bezüglich Wälzermüdung reduzieren. Deshalb ist der obere Grenzbereich bei 0,3 Gew.-% definiert.

[Größe des ausgefällten TiC: 0,1 µm oder weniger] Ausgefälltes TiC erscheint an der Oberfläche des Lagerelementes. Beim Vergleich eines Falles, in dem das ausgefällte TiC 0,1 µm oder kleiner ist mit einem Fall, in dem die Größe 0,1 µm überschreitet, kann im Fall von einer Größe von 0,1 µm oder weniger ein sehr guter Festfreß-Wider stand erhalten werden.

Fig. 14 ist eine erklärende Darstellung, wie die Größe des ausgefällten TiC zu messen ist. Wie in Fig. 14 gezeigt ist, wird die Größe des ausgefällten TiC erhalten durch (d1+d2)/2, wenn das ausgefällte TiC betrachtet wird in einer Ebene mittels eines Mi kroskops, wobei d1 der kürzere Durchmesser und d2 der längere Durchmesser des ausgefällten TiC sind.

Bei dem Wälzlager der vorliegenden Erfindung ist die Matrixfestigkeit bei hoher Tem peratur hoch und kann eine plastische Deformation unterdrückt werden. Zusätzlich kann die Adhäsion zwischen den Laufbahnoberflächen der inneren und äußeren Laufbahnen und der Wälzoberfläche der Wälzelemente so kontrolliert werden, daß sie klein ist, da in der Matrix kleine ausgefällte Substanzen generiert sind, die das plastische Fließen unterdrücken und die aneinander anhaftenden Teile in kleine Grö ßen zerschneiden. Dadurch wird in konsequenter Weise die Neigung zum Festfres sen zwischen beiden Oberflächen reduziert.

Die vorliegende Erfindung wird weiter erklärt unter Bezugnahme auf spezifische Bei spiele.

[Experimente zum Prüfen des Abrieb-Widerstandes und des Festfressens]

Bezüglich des Abrieb-Widerstandes wurden die Stahlmaterialien der Zusammenset zungen wie in Tabelle 1 verwendet zum Vorbereiten zylindrischer Muster für eine 2- Zylinder-Abriebs-Prüfung, und wurde die Wärmebehandlung wie in Tabelle 1 gezeigt durchgeführt an jedem der Muster. Die Wärmebehandlungs-Konditionen sind wie folgt.

[Einfaches Abschrecken]

Das Stahlmaterial wird erwärmt auf eine Temperatur von 830 bis 860°C über 0,5 bis 1,0 Stunden in einer Atmosphäre (RX) Gas, die so gesteuert ist, daß das Stahlmaterial nicht entkohlt oder aufgekohlt wird. Danach folgt Öl-Abschrecken und dann ein Tem pern bei 160 bis 400 g°C über 1,5 bis 2,0 Stunden.

[Carbonitrieren]

Das Stahlmaterial wird auf eine Temperatur von 840 bis 920°C über 3 bis 20 Stunden erwärmt in einer Atmosphäre, die ein vorbestimmtes angereichertes Gas und NH₃- Gas enthält. Darauf folgt ein Abschrecken und Tempern ähnlich dem einfachen Ab schrecken. Zum Verändern der oberflächlichen Kohlenstoff-Konzentration und der oberflächlichen Stickstoff-Konzentration werden die Konzentration des angereicherten Gases und die Konzentration des HN₃-Gases für jedes der Muster kontrolliert.

[Ordnungsgemäße Lösungs-Wärmebehandlung]

Diese Behandlung dient dazu, TiC-Ausfällungen in Größen von 0,1 µm oder weniger zu erzielen. Dabei wird das Stahlmaterial auf 1150 bis 1350°C über 1 bis 3 Stunden erwärmt. Bei der Durchführung dieser Behandlung werden auch das einfache Ab schrecken und das nachfolgende Abschrecken und Tempern ausgeführt ähnlich wie bei der vorbeschriebenen Prozedur.

Die wärmebehandelten Muster S. jeweils in einem Paar aus zweien, sind der Abrieb sprüfmaschine für zwei Zylinder, wie in den Fig. 2A und 2B gezeigt, unterworfen und unter bestimmten Konditionen bezüglich des Abriebs überprüft.

Diese Prüfmaschine ist zusammengesetzt aus drehenden Wellen 10 zum gegensin nigen Rotieren zweier sich kontaktierender zylindrischer Prüfmaterialien S, einer Last aufbringeinheit (nicht gezeigt) zum Aufbringen einer Last P auf ein oberes Testmate rial von der oberen Seite, und eine Schmierzuführeinheit 12 zum Auftropfen eines Schmiermittels auf das obere Testmaterial. Die zwei Prüfmaterialien oder Muster S werden in gegenseitigem Kontakt gedreht. Dann wird die Abriebmenge an ihren Oberflächen gemessen, wobei zwischen ihnen ein gegebener vorbestimmter Oberflä chendruck vorliegt und sie rotieren mit einer vorbestimmten Gleitrate bis zu einer vor bestimmten Gleitdistanz oder Gleitstrecke. Die gefundenen Resultate werden bewer tet bezüglich der Abriebmenge (g/m) pro 1 m der Gleitdistanz.

[Abrieb-Prüf-Konditionen]

Größen der zylindrischen Prüfmuster:
Außendurchmesser 30 mm, Dicke 7 mm, Länge 10 mm.
Oberflächenrauhigkeit: Ra 0,008 bis 0,01 µm.
Drehgeschwindigkeit der rotierenden Welle an der Antriebsseite: 10 rpm (Umdrehungen pro Minute).
Drehgeschwindigkeit der rotierenden Welle an der Nachlaufseite: 7 rpm (Umdrehungen pro Minute).
Gleitrate: 30%
Schmiermittel: Spindelöl Nr. 10.
Prüftemperatur: Raumtemperatur (20°C).
Oberflächendruck: 120 kgf/mm²

.
Gleitdistanz oder Gleitstrecke: 3000 m.

Bezüglich des Festfreßwiderstandes wurden Kugeln mit Durchmessern von 9,525 mm geformt aus den Stahlmaterialien der Zusammensetzungen wie in Tabelle 1 gezeigt. An jeder der Kugeln wurde die in der Tabelle 1 aufgelistete Wärmebehandlung durch geführt. Ein Paar wurde gemacht aus vier wärmebehandelten Kugeln, und die Rei bungsprüfungen von vier Kugeln (s. JISK2519, etc.) wurden unter den folgenden Konditionen durchgeführt.

Wie in den Fig. 3A und 3B gezeigt, werden drei Kugeln von einem Paar genommen von den vier Kugeln und in gegenseitigem Kontakt als fixierte Kugeln 2 am Grund ei nes Ölbades 1 plaziert. Eine Kugel wird in eine konkave Vertiefung gesetzt, die mit den drei fixierten Kugeln 2 geformt wurde. Diese eine Kugel ist eine rotierende Kugel 3. Ein Schmieröl 4 wird eingefüllt bis zu der Höhe der Hälfte der rotierenden Kugel 3. Die drei fixierten Kugeln 2 sind im Ölbad 1 durch ein Supportglied 5 abgestützt, um nicht zu rotieren. Fig. 3 A ist eine Seitenansicht zur Anordnung der fixierten Kugeln 2 und der rotierenden Kugel 3 in der Höhe des Ölbades 1. In Fig. 3A ist das Support glied 5 im Querschnitt gesehen in der Schnittebene A-A in Fig. 3B.

Die zwischen den fixierten Kugeln 2 und der rotierenden Kugel 3 übertragene Last wurde unter der Kondition verändert, daß die rotierende Kugel 3 mit einer festgelegten Rotationsanzahl gedreht wird, und eine Festfreß-Last wurde gemessen, sobald ein Drehmoment abrupt anstieg.

[Festfreß-Prüf-Kondition]

Rotationsanzahl 8000 rpm (Umdrehungen/min.).
Schmieröl: Spindelöl Nr. 10.
Prüftemperatur: Raumtemperatur (20°C).

Resultate der Abriebprüfung und der Festfreßprüfung sind in Tabelle 2 gezeigt. Die Fig. 4 bis 13 zeigen in Diagrammen die Prozentanteile der Elemente (Si, Mo, Cr und Ti), die in den verwendeten Stahlsorten enthalten sind, oder die oberflächliche Stick stoffkonzentration und die Relationen zwischen den beiden Abriebprüfungen erhalte nen Abriebsmengen und den bei den Festfreß-Prüfungen festgestellten Festfreß- Belastungen.

TABELLE 2

Fig. 4 ist ein Diagramm zur Relation zwischen dem Si-Gehalt in der verwendeten Stahlsorte und der Abriebsmenge wie bei der Abrieb-Prüfung erhalten. Fig. 5 ist ein Diagramm zur Relation zwischen dem Si-Gehalt in der verwendeten Stahlsorte und der Festfreß-Last wie erhalten bei der Festfreß-Prüfung. Diese Diagramme enthalten nur Resultate der überprüften Materialien, bei denen außer dem Si-Gehalt die erfin dungsgemäßen Bereiche vorliegen. Deshalb können aus diesen Diagrammen die Einflüsse gesehen werden, die die Si-Gehalte auf den Abrieb-Widerstand und den Festfreß-Widerstand haben.

Es ist in Fig. 4 zu sehen, daß mit größeren Si-Gehalten die Abriebsmengen kleiner werden und deshalb der Abrieb-Widerstand verbessert ist. In Fig. 5 kann gesehen werden, daß mit zunehmenden Si-Gehalt die Festfreß-Last größer wird und deshalb die Festfreß-Widerstandsfähigkeit verbessert ist. Im besonderen wird der Festfreß- Widerstand erheblich verbessert, wenn der Si-Gehalt 0,7 Gew.-% oder mehr beträgt. Selbst wenn der Si-Gehalt 1,5 Gew.-% überschreitet, sind die Effekte durch die Hinzu fügung von Si sowohl für den Abrieb-Widerstand als auch den Festfreß-Widerstand als auch den Festfreß-Widerstand nicht mehr groß, sondern liegt eine Sättigung vor. Deshalb ist der Bereich von 0,7 bis 1,5 Gew.-% für den Si-Gehalt gut zum Verbessern des Abrieb-Widerstandes und des Festfreß-Widerstandes.

Fig. 6 ist ein Diagramm über die Relation zwischen dem Mo-Gehalt in der verwende ten Stahlsorte und der bei der Abrieb-Prüfung erzielten Abriebsmenge. Fig. 7 ist ein Diagramm zur Relation zwischen dem Mo-Gehalt in der verwendeten Stahlsorte und der bei der Festfreß-Prüfung erzielten Festfreß-Last. Diese Diagramme enthalten nur Resultate von überprüften Materialien, die außer dem Mo-Gehalt die erfindungsge mäßen Bereiche einhielten. Deshalb ist aus diesen Diagrammen zu sehen, welche Einflüsse die Mo-Gehalte auf den Abrieb-Widerstand und den Festfreß-Widerstand haben.

In Fig. 6 ist zu sehen, daß mit höheren Mo-Gehalten die Abriebsmenge abnimmt und demzufolge der Abrieb-Widerstand verbessert ist. Besonders wenn der Mo-Gehalt 0,5 Gew.-% oder mehr beträgt, wird der Abrieb-Widerstand erheblich verbessert. In Fig. 7 ist zu sehen, daß mit zunehmendem Mo-Gehalt die Festfreß-Last größer wird und deshalb der Festfreß-Widerstand verbessert ist. Im besonderen wird der Festfreß- Widerstand erheblich verbessert, wenn der Mo-Gehalt 0,5 Gew.-% oder mehr ist.

Auch wenn der Mo-Gehalt 1,5 Gew.-% überschreitet, werden durch die Mo-Zugabe sowohl für den Abrieb-Widerstand als auch den Festfreß-Widerstand keine nennens werten Effektverbesserungen erzielt. Deshalb ist dann ein Sättigungszustand erreicht. Deshalb ist der Bereich von 0,5 bis 1,5 Gew.-% des Elementgehaltes gut zum Ver bessern des Abrieb-Widerstandes und des Festfreß-Widerstandes.

Fig. 8 ist ein Diagramm über die Relation zwischen dem Cr-Gehalt in den verwende ten Stahlsorten und der bei der Abrieb-Prüfung erhaltenen Abriebsmenge. Fig. 9 ist ein Diagramm über die Relation zwischen dem Cr-Gehalt in der verwendeten Stahl sorte und der bei der Festfreß-Prüfung ermittelten Festfreß-Last. Diese Diagramme enthalten nur Resultate von geprüften Materialien, die die erfindungsgemäßen Berei che einhielten, ausgenommen den Cr-Gehalt. Deshalb ist aus diesen Diagrammen zu sehen, welche Einflüsse die Cr-Gehalte auf den Abrieb-Widerstand und den Festfreß- Widerstand haben.

In Fig. 8 ist zu sehen, daß mit zunehmenden Cr-Gehalten die Abriebsmenge abnimmt und deshalb der Abriebwiderstand verbessert ist. Im besonderen wird der Abrieb- Widerstand erheblich verbessert, wenn der Cr-Gehalt 0,5 Gew.-% oder mehr ist. Es ist aus Fig. 9 zu sehen, daß mit zunehmendem Cr-Gehalt die Festfreß-Last größer wird und deshalb der Festfreß-Widerstand verbessert wird. Im besonderen wird der Festfreß-Widerstand erheblich verbessert, wenn der Cr-Gehalt 0,5 Gew.-% oder mehr ist.

Fig. 10 ist ein Diagramm über die Relation zwischen dem Ti-Gehalt in den verwende ten Stahlsorten und der bei der Abriebprüfung erhaltenen Abriebsmenge. Fig. 11 ist ein Diagramm über die Relation zwischen dem Ti-Gehalt in der verwendeten Stahlsor te und der bei der Festfreß-Prüfung ermittelten Festfreß-Last. Diese Diagramme ent halten nur Resultate der überprüften Materialien, die ausgenommen dem Ti-Gehalt die erfindungsgemäßen Bereiche einhielten. Dieses Diagramm enthält nicht das Re sultat des Materials Nr. B-16, beidem der Ti-Gehalt innerhalb des eflndungsgemäßen Bereiches liegt, während jedoch die Größen des ausgefällten TiC über 0,1 µm sind. Deshalb können aus diesen Diagrammen die Einflüsse entnommen werden, die die Ti-Gehalte auf den Abriebwiderstand und den Festfreß-Widerstand haben.

In Fig. 10 ist zu sehen, daß mit zunehmenden Ti-Gehalten die Abriebsmenge kleiner wird und deshalb der Abrieb-Widerstand verbessert wird. Der Abriebwiderstand wird erheblich verbessert, wenn der Ti-Gehalt 0,1 Gew.-% oder mehr ist. Es kann aus Fig. 11 entnommen werden, daß mit zunehmendem Ti-Gehalt die Festfreß-Last größer wird, so daß der Festfreß-Widerstand verbessert ist. Der Festfreß-Widerstand ist er heblich verbessert, wenn der Ti-Gehalt 0,1 Gew.-% oder mehr ist.

Bei einem Vergleich des Resultats des Musters B-16 in Tabelle 3 mit den Resultaten der Muster C-2 und C-10, wobei jeweils der Ti-Gehalt gleich aber die Größen des ausgefällten TiC 0,1 µm oder weniger sind, zeigt sich, daß bei B-16 die Abriebsmenge bemerkenswert größer ist als bei C-2 und C-10 und daß auch die Festfreß-Last bei weitem kleiner ist. D. h., wenn die Größe des ausgefällten TiC 0,1 µm oder kleiner ist, ist der Abrieb-Widerstand und der Festfreß-Widerstand bemerkenswert verbessert gegenüber einem Fall, bei dem die Größe des ausgefällten TiC 0,1 µm überschreitet. Deshalb stimmt die Definition, daß die Größe des ausgefällten TiC mit 0,1 µm oder weniger passend ist zum Verbessern des Abrieb-Widerstandes und des Festfreß- Widerstandes.

Fig. 12 ist ein Diagramm über die Relation zwischen der oberflächlichen Stickstoff- Konzentration (N) und der bei der Abrieb-Prüfung erhaltenen Abriebsmenge. Fig. 13 ist ein Diagramm über die Relation zwischen der Oberflächen-Stickstoff-Konzentration (N) und der bei der Festfreß-Prüfung festgestellten Festfreß-Last. Diese Diagramme umfassen nur Resultate der überprüften Materialien, die die erfindungsgemäßen Be reiche einhalten, ausgenommen die Oberflächen-Stickstoff-Konzentration. Deshalb ist aus diesen Diagrammen zu ersehen, welche Einflüsse die Oberflächen-Stickstoff- Konzentration auf den Abrieb-Widerstand und den Festfreß-Widerstand hat.

Es ist aus dem Diagramm in Fig. 12 zu entnehmen, daß mit höherer Oberflächen- Stickstoff-Konzentration die Abriebsmenge geringer wird und deshalb der Abrieb- Widerstand verbessert ist. Der Abrieb-Widerstand ist bemerkenswert verbessert, wenn besonders die Oberflächen-Stickstoff-Konzentration 0,2 Gew.-% oder mehr ist.

Aus Fig. 13 ist zu sehen, daß mit zunehmender Oberflächen-Stickstoff-Konzentration die Festfreß-Last größer wird und deshalb der Festfreß-Widerstand verbessert ist. Der Festfreß-Widerstand ist erheblich verbessert, wenn im besonderen der Oberflächen- Stickstoff-Gehalt 0,2 Gew.-% oder mehr ist. Selbst wenn die Oberflächen-Stickstoff- Konzentration 0,8 Gew.-% überschreitet, sind die dann erzielten Effekte für den Ab rieb-Widerstand und den Festfreß-Widerstand nicht mehr groß. Es ist ein Sättigungs grad erreicht. Deshalb ist der Bereich von 0,2 bis 0,8 Gew.-% für die Oberflächen- Stickstoff-Konzentration gut zum Verbessern des Abrieb-Widerstandes und des Fest freß-Widerstandes.

[Experimente zum Überprüfen der Lebensdauer bezüglich der Wälzermüdung]

Scheibenförmige Prüfstücke mit einem Außendurchmesser von 16 mm und einer Dic ke von 6 mm wurden aus den Stahlsorten der Zusammensetzungen wie in Tabelle 1 gezeigt hergestellt. An jedem der Teststücke wurde die in der Tabelle 1 aufgelistete Wärmebehandlung durchgeführt. Nachfolgend wurden diese Teststücke in eine Schub-Prüf-Maschine eingegliedert, wie sie beschrieben ist in "Tokushukoh Binran (1. Ausgabe)", herausgegeben von Denkiseikokenkyusho, Rikogakusha, 25.05.1965, S. 10 bis 21. Die Lebensdauer bezüglich der Wälzermüdung wurde an jedem Prüfstück ermittelt mittels der Kugel mit dem Durchmesser von 9,525 mm durch Rotationsprü fungen unter den folgenden Bedingungen.

[Prüfkonditionen für die Lebensdauer bezüglich der Abwälzermüdung]

Schmierart: Ölbad.
Schmieröl: FBK-Öl RO68.
Maximaler Oberflächendruck: 530 kg/mm²

.
Belastungswiederholungsfrequenz: 3000 cpm (Zyklen pro Minute).
Resultate der Überprüfung der Lebensdauer bezüglich Wälzermüdung (L10 Lebens dauer sind in Tabelle 3 gezeigt).

TABELLE 3

Wie aus diesen Resultaten zu ersehen ist, daß die Lebensdauer bis zur Abwälzermü dung geringer ist als in dem konventionellen Fall (Muster Nr. A-1), wenn der Cr-Gehalt in der verwendeten Stahlsorte höher ist als 1,2 Gew.-% (Muster Nr. B-7), wenn der Cr- Gehalt in der Stahlsorte höher ist 2,0 Gew.-% (B-8), wenn der O-Gehalt in der Stahl sorte höher ist als 12 ppm (B-9), wenn der Ti-Gehalt in dem Stahl höher ist als 0,3 Gew.-% (B-11), wenn die Oberflächen-Kohlenstoff-Konzentration höher ist als 0,8 Gew.-% (B-16), wenn der Oberflächen-Kohlenstoff-Gehalt höher ist als 1,3 Gew.-% (B-12), wenn die Größe des oberflächlich ausgefällten TiC größer ist als 0,1 µm (B- 16). Die Gründe für diese verkürzte Lebensdauer bezüglich der Abwälzermüdung sind so wie bereits erläutert.

Die Lebensdauer bezüglich der Abwälzermüdung ist bei den untersuchten Mustern (Vergleichsmuster und ausgeführten Mustern) ausgenommen die oben aufgezählten, länger als bei den konventionellen Mustern (A-1). Im besonderen wird bei den Beispie len C-8 und C-9 eine längere Lebensdauer bezüglich der Abwälzermüdung als ein Zyklus von 25 × 10⁶ erhalten.

Die Resultate dieser drei Prüfungen sind in Tabelle 4 gezeigt.

TABELLE 4

Wie aus dieser Tabelle zu ersehen ist, werden für alle Beispiele, bei denen die nume rischen Grenzen gemäß der Erfindung eingehalten sind, gute Resultate erzielt hin sichtlich des Abriebwiderstandes, des Festfreß-Widerstandes und der Abwälzermü dungs-Lebensdauer (Abwälz-Lebensdauer). Bei den Vergleichsbeispielen, die keine der numerischen Grenzen gemäß der Erfindung erfüllten, werden bei keinem der Kri terien: Abrieb-Widerstand, Festfreß-Widerstand und Abwälz-Ermüdungs-Lebens dauer gute Resultate erzielt, ausgenommen die Beispiele B-3 und B-5. Beim Beispiel B-3 überschreitet der Si-Gehalt den erfindungsgemäßen Bereich. Da dieser Gehalt zu hoch ist, ist die Bearbeitbarkeit niedrig und gibt es ein Problem bezüglich der Produk tivität. Zudem Beispiel B-5 ist festzustellen, daß der Mo-Gehalt oberhalb des erfin dungsgemäßen Bereiches liegt. Da Mo sehr teuer ist, gibt es ein Problem bezüglich hoher Herstellungskosten. Im Gegensatz dazu können die Beispiele gemäß der vor liegenden Erfindung die Produktionskosten verringern.

Wenn deshalb die beispielsweisen Wälzlager der vorliegenden Erfindung verwendet werden für hochtourige Einsätze mit einem d_mn-Wert oberhalb von 1,0 × 10⁶, dann werden der Abrieb und das Festfressen verringert und ist die Abwälz-Ermüdungs- Lebensdauer lang, und werden die Produktionskosten gesenkt.

Die vorbeschriebenen Beispiele sind erläutert unter Bezug auf Wälzlager, die den Anforderungen irgendeiner der Strukturen der ersten und zweiten Aspekte genügen. Jedoch ist die vorliegende Erfindung darauf nicht beschränkt. Vielmehr umfaßt sie auch solche Strukturen, bei denen die Lagerkomponenten, die aus Ti-haltigem Stahl hergestellt sind, mit Carbonitrieren behandelt sind und ausgefälltes TiCN an der Oberfläche aufweisen. In diesem Fall bringt das oberflächlich ausgefällte TiCN den Effekt (2) mit sich, und ist demzufolge die Größe des ausgefällten TiCN 0,1 µm oder weniger.

Wie vorstehend beschrieben sind bei dem erfindungsgemäßen Wälzlager der Abrieb- Widerstand und der Festfreß-Widerstand bemerkenswert verbessert, Faktoren also, die bei Anwendungen in hochtourigen Bereichen Probleme darstellen, d. h. bei einer Hochgeschwindigkeitsrotation von 1,0 × 10⁶ oder mehr des d_mn-Wertes, wobei es möglich ist, die Produktionskosten zu senken.

Claims

1. Wälzlager mit einer inneren Laufbahn, einer äußeren Laufbahn und einer Vielzahl von Wälzkörpern, unter denen wenigstens eine Komponente der inneren Laufbahn, der äußeren Laufbahn und der Wälzkörper ein Stahlelement aufweist, das enthält: 0,2 bis 1,2 Gew.-% von C; 0,7 bis 1,5 Gew.-% von Si; 0,5 bis 1,5 Gew.-% von Mo; 0,5 bis 2,0 Gew.-% an Cr; und 12 ppm oder weniger an O; und in welchem wenigstens eine Komponente von der inneren Laufbahn, der äußeren Laufbahn und den Wälzkörpern carbonitriert und danach abgeschreckt und getempert ist derart, daß an der Oberflä che des Stahlelementes die Kohlenstoff-Konzentration in einem Bereich zwischen 0,8 bis 1,3 Gew.-% und die Stickstoff-Konzentration zwischen 0,2 und 0,8 Gew.-% betra gen.

2. Wälzlager gemäß Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Wälzlager ver wendbar ist für Hochgeschwindigkeitsrotation mit d_mn-Werten von 1,0 × 10⁶ oder mehr.

3. Wälzlager mit einem Innenring, einem Außenring und einer Vielzahl von Wälzele menten, wobei wenigstens eine Komponente von dem inneren Ring, dem äußeren Ring und dem Wälzkörper ein Stahlelement aufweist, das enthält: 0,2 bis 1,2 Gew.-% an C; 0,7 bis 1,5 Gew.-% an Si; 0,5 bis 1,5 Gew.-% an Mo; 0,5 bis 2,0 Gew.-% an Cr; 0,1 bis 0,3 Gew.-% an Ti und 12 ppm oder weniger an O; und in welchem das Stahle lement lösungswärmebehandelt ist, und danach eine Komponente von dem inneren Ring, dem äußeren Ring und den Wälzkörpern abgeschreckt und getempert ist, so daß an einer Oberfläche des Stahlelementes TiC ausgefällt ist in Größen von 0,1 µm oder weniger.

4. Wälzlager nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Wälzlager ein setzbar ist in hochtourigen Anwendungsfällen mit d_mn-Werten von 1,0 × 10⁶ oder mehr.